JP2002069571A - 冷間鍛造性に優れた高強度軟窒化用鋼 - Google Patents
冷間鍛造性に優れた高強度軟窒化用鋼Info
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- JP2002069571A JP2002069571A JP2000259633A JP2000259633A JP2002069571A JP 2002069571 A JP2002069571 A JP 2002069571A JP 2000259633 A JP2000259633 A JP 2000259633A JP 2000259633 A JP2000259633 A JP 2000259633A JP 2002069571 A JP2002069571 A JP 2002069571A
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 冷間鍛造性および疲労強度に優れた窒化用鋼
を提供する。 【解決手段】 合金元素の含有率が質量％でＣ：０．０
１％以下、Ｓｉ：０．０１％〜１．５％、Ｍｎ：０．１
５％〜２％、Ｃｕ：０．５％〜２％を含有し、Ｎ：０．
００５％未満に制限し、残部がＦｅおよび不可避的な不
純物元素からなり、熱間圧延まま、または、熱間鍛造ま
まの硬さがＨＶ１５０以下であることを特徴とする冷間
鍛造性に優れた高強度軟窒化用鋼である。更に必要に応
じてＮｉ：０．５％〜２％以下をすることができ、更
に、Ｃｒ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０５％〜０．５
％、Ｔｉ：０．００５％〜０．５％、Ｎｂ：０．００５
％〜０．５％、Ｖ：０．０５％〜０．５％の中から１種
以上含有し、更にＳ：０．０３％〜０．１％、Ｐｂ：
０．００５％〜０．３％の中から１種以上を含有させる
ことができる。
を提供する。 【解決手段】 合金元素の含有率が質量％でＣ：０．０
１％以下、Ｓｉ：０．０１％〜１．５％、Ｍｎ：０．１
５％〜２％、Ｃｕ：０．５％〜２％を含有し、Ｎ：０．
００５％未満に制限し、残部がＦｅおよび不可避的な不
純物元素からなり、熱間圧延まま、または、熱間鍛造ま
まの硬さがＨＶ１５０以下であることを特徴とする冷間
鍛造性に優れた高強度軟窒化用鋼である。更に必要に応
じてＮｉ：０．５％〜２％以下をすることができ、更
に、Ｃｒ：０．１〜２％、Ａｌ：０．０５％〜０．５
％、Ｔｉ：０．００５％〜０．５％、Ｎｂ：０．００５
％〜０．５％、Ｖ：０．０５％〜０．５％の中から１種
以上含有し、更にＳ：０．０３％〜０．１％、Ｐｂ：
０．００５％〜０．３％の中から１種以上を含有させる
ことができる。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軟窒化後に浸炭材
と同等以上の曲げ疲労強度を発揮できる軟窒化用鋼に関
するものであり、特に冷間鍛造性および曲げ疲労強度に
優れた軟窒化用鋼に関するものである。本軟窒化用鋼は
例えば歯車やクランクシャフト、コンロッド等の熱処理
歪みの発生を嫌う高強度構造用部品に好適に利用され
る。
と同等以上の曲げ疲労強度を発揮できる軟窒化用鋼に関
するものであり、特に冷間鍛造性および曲げ疲労強度に
優れた軟窒化用鋼に関するものである。本軟窒化用鋼は
例えば歯車やクランクシャフト、コンロッド等の熱処理
歪みの発生を嫌う高強度構造用部品に好適に利用され
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の高出力化および軽量化に
伴い、構造用部品の高強度化が要望されている。そこ
で、歯車、シャフト等のように疲労強度や耐摩耗性が要
求される部品に対しては、従来より浸炭等の表面硬化処
理が行われてきたが、浸炭処理を行うと、浸炭処理後の
焼入れ時に大きな歪みが発生するという問題がある。熱
処理歪みの小さい表面硬化処理としては軟窒化処理があ
るが、この方法では、十分な曲げ疲労特性が得られない
問題があり、更に軟窒化処理は５００〜６００℃の温度
範囲で数時間処理されることから、内部硬さが低下する
ため、ＪＩＳに規格化されているＳＡＣＭ６４５等の比
較的炭素含有量の多い鋼が用いられ、切削加工等の加工
性に問題があり、冷間鍛造を行うには長時間の球状化焼
鈍が必要があり、コスト的にも大きな問題があった。ま
た、近年は冷間鍛造技術が進歩し、冷間鍛造の対象とな
る部品も大型化、複雑化しており、より冷間鍛造性に優
れた鋼材への要求が高い。
伴い、構造用部品の高強度化が要望されている。そこ
で、歯車、シャフト等のように疲労強度や耐摩耗性が要
求される部品に対しては、従来より浸炭等の表面硬化処
理が行われてきたが、浸炭処理を行うと、浸炭処理後の
焼入れ時に大きな歪みが発生するという問題がある。熱
処理歪みの小さい表面硬化処理としては軟窒化処理があ
るが、この方法では、十分な曲げ疲労特性が得られない
問題があり、更に軟窒化処理は５００〜６００℃の温度
範囲で数時間処理されることから、内部硬さが低下する
ため、ＪＩＳに規格化されているＳＡＣＭ６４５等の比
較的炭素含有量の多い鋼が用いられ、切削加工等の加工
性に問題があり、冷間鍛造を行うには長時間の球状化焼
鈍が必要があり、コスト的にも大きな問題があった。ま
た、近年は冷間鍛造技術が進歩し、冷間鍛造の対象とな
る部品も大型化、複雑化しており、より冷間鍛造性に優
れた鋼材への要求が高い。
【０００３】また、軟窒化鋼の高強度化に対してはＣｕ
の析出硬化を目的とし、冷間鍛造性の改善を図ったもの
としては特開平１０−９６０４５号公報、特開平１０−
３０６３４３号公報がある。
の析出硬化を目的とし、冷間鍛造性の改善を図ったもの
としては特開平１０−９６０４５号公報、特開平１０−
３０６３４３号公報がある。
【０００４】しかしながら、冷間鍛造性（限界圧縮率、
変形抵抗）においては必ずしも十分とは言えなかった。
変形抵抗）においては必ずしも十分とは言えなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明はこのような事
情に着目してなされたものであって、その目的は従来の
軟窒化鋼以上の優れた疲労強度特性を発揮することがで
きると共にその冷間鍛造性においても従来より優れた特
性を有する軟窒化用鋼を提供することにある。
情に着目してなされたものであって、その目的は従来の
軟窒化鋼以上の優れた疲労強度特性を発揮することがで
きると共にその冷間鍛造性においても従来より優れた特
性を有する軟窒化用鋼を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは軟窒化処理
後には優れた曲げ疲労特性を得るためには、フェライト
中にＣｕを析出させることにより優れた析出硬化が得ら
れ、高い疲労強度が得られる。その効果を得るための鋼
材組織はマルテンサイト組織やベイナイト組織、パーラ
イト組織よりもフェライト組織を主体とした組織の方が
効果が高いことを見出した。また、更に鋼の冷間加工性
を向上させるには、鋼中のC、Nができるだけ少ないこと
が望ましく、特にパーライト組織を低減または生成させ
ないことが望ましく、それにより鋼の変形抵抗を小さく
し、変形能も飛躍的に向上させることができることを見
出した。
後には優れた曲げ疲労特性を得るためには、フェライト
中にＣｕを析出させることにより優れた析出硬化が得ら
れ、高い疲労強度が得られる。その効果を得るための鋼
材組織はマルテンサイト組織やベイナイト組織、パーラ
イト組織よりもフェライト組織を主体とした組織の方が
効果が高いことを見出した。また、更に鋼の冷間加工性
を向上させるには、鋼中のC、Nができるだけ少ないこと
が望ましく、特にパーライト組織を低減または生成させ
ないことが望ましく、それにより鋼の変形抵抗を小さく
し、変形能も飛躍的に向上させることができることを見
出した。
【０００７】本発明の軟窒化用鋼は、合金元素の含有率
が質量％で、Ｃ：０．０１％以下（０％含む）、Ｓｉ：
０．０１％〜１．５％、Ｍｎ：０．１５％〜２％、Ｃ
ｕ：０．５％〜２％を含有し、Ｎ：０．００５％未満に
制限し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物元素からな
り、熱間圧延まままたは熱間鍛造ままの硬さがＨＶ１５
０以下であることを特徴とする冷間鍛造性に優れた高強
度軟窒化用鋼である。更に、Ｎｉ：０．５％〜２％以下
の添加により熱間圧延や熱間鍛造時の熱間延性を改善す
ることができ、更に、Ｃｒ：０．１％〜２％、Ａｌ：
０．０５％〜０．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．５
％、Ｎｂ：０．００５％〜０．５％、Ｖ：０．０５％〜
０．５％の中から１種以上を含有することにより軟窒化
特性を高めることができ、更にＳ：０．０３％〜０．１
％、Ｐｂ：０．００５％〜０．３％の中から１種以上を
含有することにより被削性改善に効果がある。
が質量％で、Ｃ：０．０１％以下（０％含む）、Ｓｉ：
０．０１％〜１．５％、Ｍｎ：０．１５％〜２％、Ｃ
ｕ：０．５％〜２％を含有し、Ｎ：０．００５％未満に
制限し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物元素からな
り、熱間圧延まままたは熱間鍛造ままの硬さがＨＶ１５
０以下であることを特徴とする冷間鍛造性に優れた高強
度軟窒化用鋼である。更に、Ｎｉ：０．５％〜２％以下
の添加により熱間圧延や熱間鍛造時の熱間延性を改善す
ることができ、更に、Ｃｒ：０．１％〜２％、Ａｌ：
０．０５％〜０．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．５
％、Ｎｂ：０．００５％〜０．５％、Ｖ：０．０５％〜
０．５％の中から１種以上を含有することにより軟窒化
特性を高めることができ、更にＳ：０．０３％〜０．１
％、Ｐｂ：０．００５％〜０．３％の中から１種以上を
含有することにより被削性改善に効果がある。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下に本発明の詳細を説明する。
【０００９】Ｃ：０．０１％以下（０％含む） 冷間鍛造性を向上させるにはＣ量ができるだけ低減させ
ることが望ましい。０．０１％を超えると鋼の強度が高
くなり、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなるばかりでな
く、パーライトの生成のため、変形能を低下させる原因
となる。Ｃ量の下限についてはできるだけ低減すること
が望ましい。
ることが望ましい。０．０１％を超えると鋼の強度が高
くなり、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなるばかりでな
く、パーライトの生成のため、変形能を低下させる原因
となる。Ｃ量の下限についてはできるだけ低減すること
が望ましい。
【００１０】Ｓｉ：０．０１％〜１．５％ Ｓｉは溶製時の脱酸剤として有用な元素であり、鋼の強
度を向上させるため、０．０１％以上とした。しかし、
多すぎると加工性を劣化させるため、１．５％以下とし
た。
度を向上させるため、０．０１％以上とした。しかし、
多すぎると加工性を劣化させるため、１．５％以下とし
た。
【００１１】Ｍｎ：０．１５％〜２％ Ｍｎは溶製時の脱酸剤として有用な元素であり、鋼の強
度向上させるため、０．１５％以上とした。しかし、多
すぎると鋼の焼入れ性が高くなり、マルテンサイトやベ
イナイト組織が生成しやすくなるため、その上限を２％
とした。
度向上させるため、０．１５％以上とした。しかし、多
すぎると鋼の焼入れ性が高くなり、マルテンサイトやベ
イナイト組織が生成しやすくなるため、その上限を２％
とした。
【００１２】Ｃｕ：０．５％〜２％ Ｃｕは軟窒化時における芯部硬さの時効硬化に寄与する
元素であり、高い疲労強度を得るために本鋼においては
必須である。その効果を得るためには０．５％以上が必
要である。但し、多すぎると熱間脆性を生じて製造過程
で割れが発生するため、２％以下とした。
元素であり、高い疲労強度を得るために本鋼においては
必須である。その効果を得るためには０．５％以上が必
要である。但し、多すぎると熱間脆性を生じて製造過程
で割れが発生するため、２％以下とした。
【００１３】Ｎ：０．００５％未満 Ｎは鋼の変形抵抗、変形能を確保するにはできるだけ低
減することが望ましい。しかし、０．００５％未満まで
は許容されるので０．００５％未満とした。
減することが望ましい。しかし、０．００５％未満まで
は許容されるので０．００５％未満とした。
【００１４】熱間圧延まま、または、熱間鍛造ままの硬
さ：ＨＶ１５０以下 冷間鍛造における変形抵抗を低減させ変形能を向上させ
るためには、ＣとＮの低減と共にＣｕを溶体化状態とす
ることが必要である。そのため、冷間鍛造前にＣｕが溶
体化し、優れた冷間鍛造性を得るためにＨＶ１５０以下
とした。ＨＶ１５０以下とするためには熱間圧延や熱間
鍛造後の冷却速度を５０℃／秒以下の冷却速度とすれば
よい。
さ：ＨＶ１５０以下 冷間鍛造における変形抵抗を低減させ変形能を向上させ
るためには、ＣとＮの低減と共にＣｕを溶体化状態とす
ることが必要である。そのため、冷間鍛造前にＣｕが溶
体化し、優れた冷間鍛造性を得るためにＨＶ１５０以下
とした。ＨＶ１５０以下とするためには熱間圧延や熱間
鍛造後の冷却速度を５０℃／秒以下の冷却速度とすれば
よい。
【００１５】Ｎｉ：０．５％〜２％ ＮｉはＣｕによる熱間脆性を抑制する効果がある。その
効果を得るためには０．５％以上が必要であり、２％を
超えると効果が飽和するため、上限とした。
効果を得るためには０．５％以上が必要であり、２％を
超えると効果が飽和するため、上限とした。
【００１６】Ｃｒ：０．１％〜２％ Ｃｒは軟窒化での表面硬さを得るために必要な元素であ
る。その効果を得るためには０．１％以上が必要であ
る。しかし、２％以上としても効果が小さく、また鋼の
焼入れ性が高くなり、マルテンサイトやベイナイト組織
が生成しやすくなるため２％を上限とした。
る。その効果を得るためには０．１％以上が必要であ
る。しかし、２％以上としても効果が小さく、また鋼の
焼入れ性が高くなり、マルテンサイトやベイナイト組織
が生成しやすくなるため２％を上限とした。
【００１７】Ａｌ：０．０５％〜０．５％ Ａｌは軟窒化時に浸入する窒素と結合して窒化物を生成
し、表面硬さを高めることができる元素である。その効
果を得るためには０．０５％以上必要であるが、０．５
％を超えて添加しても効果が飽和するため上限とした。
し、表面硬さを高めることができる元素である。その効
果を得るためには０．０５％以上必要であるが、０．５
％を超えて添加しても効果が飽和するため上限とした。
【００１８】Ｔｉ：０．００５％〜０．５％ Ｔｉは軟窒化時の窒素と結合し、表面硬さを向上させる
ことができる。その効果を得るためには０．００５％以
上が必要である。また、添加量を０．５％を超えても効
果が飽和するため、０．５％以下とした。
ことができる。その効果を得るためには０．００５％以
上が必要である。また、添加量を０．５％を超えても効
果が飽和するため、０．５％以下とした。
【００１９】Ｎｂ：０．００５％〜０．５％ Ｎｂは軟窒化時の窒素と結合し、表面硬さを向上させる
ことができる。その効果を得るためには０．００５％以
上が必要である。また、添加量を０．５％を超えても効
果が飽和するため、０．５％以下とした。
ことができる。その効果を得るためには０．００５％以
上が必要である。また、添加量を０．５％を超えても効
果が飽和するため、０．５％以下とした。
【００２０】Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｖは軟窒化時の窒素と結合し、表面硬さを向上させるこ
とができる。その効果を得るためには０．０５％以上が
必要である。また、添加量を０．５％を超えても効果の
飽和するため、０．５％以下とした。
とができる。その効果を得るためには０．０５％以上が
必要である。また、添加量を０．５％を超えても効果の
飽和するため、０．５％以下とした。
【００２１】Ｓ：０．０３％〜０．１％ Ｓは被削性を改善する元素であり、必要に応じて添加さ
れるが、０．０３％未満では効果が小さく、０．１％を
超えると冷間鍛造性を低下させるため上限とした。
れるが、０．０３％未満では効果が小さく、０．１％を
超えると冷間鍛造性を低下させるため上限とした。
【００２２】Ｐｂ：０．００５％〜０．３％ Ｐｂは鋼の被削性を改善する元素であり、必要に応じて
添加されるが、０．００５未満では効果が小さく、また
０．３％を超えると冷間鍛造性を低下させるため上限と
した。
添加されるが、０．００５未満では効果が小さく、また
０．３％を超えると冷間鍛造性を低下させるため上限と
した。
【００２３】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明する。表
１に示す化学成分の組成を１５０ｋｇ真空溶解炉で溶製
後、熱間圧延により直径４０φの丸棒を製造した。この
丸棒を１１５０℃に加熱し２０φに熱間鍛造で鍛伸し、
その後空冷し、この時の硬さを測定した。また、この時
の冷却速度は０．９℃／秒であった。冷間鍛造および軟
窒化処理前にＣｕを固溶させておく必要があり、そのた
めには０．２℃／秒以上の冷却速度で冷却することが望
ましい。その後、１４ｍｍφ×２１ｍｍＬの丸棒試験片
を加工し、変形抵抗を測定した。変形抵抗は加工率７０
％までを歪み速度１０／秒で軸方向に冷間鍛造した時の
値を変形抵抗値とした。限界割れ測定試験は図１の切欠
付き試験片で軸方向に種々の圧縮率で冷間鍛造し、倍率
２０倍の実態顕微鏡で切欠部を観察し割れの有無を確認
した。また、この時の最大圧縮率は８０％とした。ま
た、試験材Ｎｏ．１〜２４の疲労試験片は２０φ×６０
ｍｍＬの素材を軸と垂直な方向すなわち直径方法に５０
％の圧縮率の冷間鍛造を無潤滑で行った。この材料から
シャルピーＪＩＳ３号Ｕノッチで幅５ｍｍのサブサイズ
試験片を採取した。この試験片を５８０℃で１２０分の
軟窒化処理を行った。軟窒化処理はＲＸガス：ＮＨ3＝
１：１のガス雰囲気で行った。また、試験材記号２５の
ＪＩＳ−ＳＣＭ４１５は９２５℃×１時間の溶体化処理
後６０℃油焼入れを行い、６００℃で２時間の焼戻し処
理を行った後、同様に軟窒化処理を行ったもの（比較例
２５）と、浸炭処理を行ったもの（比較例２６）の２種
類を疲労試験片とした。浸炭条件は９３０℃で４時間浸
炭した後に油焼入れを行い、１８０℃で２時間の焼戻し
処理を行った。
１に示す化学成分の組成を１５０ｋｇ真空溶解炉で溶製
後、熱間圧延により直径４０φの丸棒を製造した。この
丸棒を１１５０℃に加熱し２０φに熱間鍛造で鍛伸し、
その後空冷し、この時の硬さを測定した。また、この時
の冷却速度は０．９℃／秒であった。冷間鍛造および軟
窒化処理前にＣｕを固溶させておく必要があり、そのた
めには０．２℃／秒以上の冷却速度で冷却することが望
ましい。その後、１４ｍｍφ×２１ｍｍＬの丸棒試験片
を加工し、変形抵抗を測定した。変形抵抗は加工率７０
％までを歪み速度１０／秒で軸方向に冷間鍛造した時の
値を変形抵抗値とした。限界割れ測定試験は図１の切欠
付き試験片で軸方向に種々の圧縮率で冷間鍛造し、倍率
２０倍の実態顕微鏡で切欠部を観察し割れの有無を確認
した。また、この時の最大圧縮率は８０％とした。ま
た、試験材Ｎｏ．１〜２４の疲労試験片は２０φ×６０
ｍｍＬの素材を軸と垂直な方向すなわち直径方法に５０
％の圧縮率の冷間鍛造を無潤滑で行った。この材料から
シャルピーＪＩＳ３号Ｕノッチで幅５ｍｍのサブサイズ
試験片を採取した。この試験片を５８０℃で１２０分の
軟窒化処理を行った。軟窒化処理はＲＸガス：ＮＨ3＝
１：１のガス雰囲気で行った。また、試験材記号２５の
ＪＩＳ−ＳＣＭ４１５は９２５℃×１時間の溶体化処理
後６０℃油焼入れを行い、６００℃で２時間の焼戻し処
理を行った後、同様に軟窒化処理を行ったもの（比較例
２５）と、浸炭処理を行ったもの（比較例２６）の２種
類を疲労試験片とした。浸炭条件は９３０℃で４時間浸
炭した後に油焼入れを行い、１８０℃で２時間の焼戻し
処理を行った。
【００２４】疲労試験は、支点間距離を４０ｍｍの３点
曲げによる繰り返し曲げ試験を行い、１×１０7回の疲
労強度を測定した。
曲げによる繰り返し曲げ試験を行い、１×１０7回の疲
労強度を測定した。
【００２５】発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８熱間鍛造後の
素材の硬さおよび変形抵抗が低く、冷間鍛造時の割れ発
生限界も非常に高く、実質的に割れが発生していなかっ
た。また、疲労強度においても比較鋼２６を用いた比較
例２６、２７のＪＩＳ−ＳＣＭ４１５の軟窒化処理品、
浸炭品と比較しても同等以上の優れた疲労強度が得られ
ている。
素材の硬さおよび変形抵抗が低く、冷間鍛造時の割れ発
生限界も非常に高く、実質的に割れが発生していなかっ
た。また、疲労強度においても比較鋼２６を用いた比較
例２６、２７のＪＩＳ−ＳＣＭ４１５の軟窒化処理品、
浸炭品と比較しても同等以上の優れた疲労強度が得られ
ている。
【００２６】これに対して比較例１９、２０、２１はそ
れぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量が高く、変形抵抗および割
れ発生限界が劣る。比較例２２は鋼のN量が高く、鋼の
割れ発生限界が劣る。比較例２３、２４はそれぞれ、Ｓ
量、Ｐｂ量が高く、割れ発生限界および疲労強度が劣
る。比較例２５はＣｕの含有量が低く、疲労強度が劣
る。すなわち本発明は優れた冷間鍛造性を有し、浸炭品
と同等以上の疲労特性の両立を実現することができる。
れぞれＣ量、Ｓｉ量、Ｍｎ量が高く、変形抵抗および割
れ発生限界が劣る。比較例２２は鋼のN量が高く、鋼の
割れ発生限界が劣る。比較例２３、２４はそれぞれ、Ｓ
量、Ｐｂ量が高く、割れ発生限界および疲労強度が劣
る。比較例２５はＣｕの含有量が低く、疲労強度が劣
る。すなわち本発明は優れた冷間鍛造性を有し、浸炭品
と同等以上の疲労特性の両立を実現することができる。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】本発明の軟窒化鋼は以上のように構成さ
れており、優れた冷間鍛造性を有すると共に従来の浸炭
品と同等以上の疲労強度が得られ、熱処理歪みが小さく
疲労強度に優れた高精度の機械構造部品が得られる。
れており、優れた冷間鍛造性を有すると共に従来の浸炭
品と同等以上の疲労強度が得られ、熱処理歪みが小さく
疲労強度に優れた高精度の機械構造部品が得られる。
【図１】限界割れ測定試験片を示す図である。
フロントページの続き (72)発明者 蟹澤 秀雄 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社室 蘭製鐵所内 (72)発明者 田村 譲児 東京都千代田区大手町２−６−３ 新日本 製鐵株式会社内 (72)発明者 石田 正雄 埼玉県和光市中央１−４−１ 株式会社本 田技術研究所内 (72)発明者 大須賀 康高 埼玉県和光市中央１−４−１ 株式会社本 田技術研究所内 (72)発明者 村上 敦 埼玉県和光市中央１−４−１ 株式会社本 田技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．０１％以下（０％含
む）、Ｓｉ：０．０１％〜１．５％、Ｍｎ：０．１５％
〜２％、Ｃｕ：０．５％〜２％を含有し、Ｎ：０．００
５％未満に制限し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物
元素からなり、熱間圧延まま、または熱間鍛造ままの硬
さがＨＶ１５０以下であることを特長とする冷間鍛造性
に優れた高強度軟窒化用鋼。 - 【請求項２】 質量％で、Ｃ：０．０１％以下（０％含
む）、Ｓｉ：０．０１％〜１．５％、Ｍｎ：０．１５％
〜２％、Ｃｕ：０．５％〜２％を含有し、Ｎ：０．００
５％未満に制限し、更に、Ｎｉ：０．３％〜２％を含有
し、残部がＦｅおよび不可避的な不純物元素からなり、
熱間圧延まま、または熱間鍛造ままの硬さがＨＶ１５０
以下であることを特長とする冷間鍛造性に優れた高強度
軟窒化用鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の鋼成分に、更に
質量％で、Ｃｒ：０．１％〜２％、Ａｌ：０．０５％〜
０．５％、Ｔｉ：０．００５％〜０．５％、Ｎｂ：０．
００５％〜０．５％、Ｖ：０．００５％〜０．５％の中
から１種以上を含有し、熱間圧延まま、または熱間鍛造
ままの硬さはＨＶ１５０以下であることを特徴とする冷
間鍛造性に優れた高強度軟窒化用鋼。 - 【請求項４】 請求項１乃至３記載の鋼成分に、更に質
量％で、Ｓ：０．０３％〜０．１％、Ｐｂ：０．００５
％〜０．３％の中から１種以上を含有し、熱間圧延ま
ま、または熱間鍛造ままの硬さがＨＶ１５０以下である
ことを特徴とする冷間鍛造性に優れた高強度軟窒化用
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000259633A JP2002069571A (ja) | 2000-08-29 | 2000-08-29 | 冷間鍛造性に優れた高強度軟窒化用鋼 |
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